mechanical properties of pet material - literature

Transkrypt

Paweł Wawrzyniak
Technical Issues
1/2015 pp. 54-67
ISSN 2392-3954
WŁAŚCIWOŚCI MECHANICZNE TWORZYWA PET – PRZEGLĄD
LITERATURY
MECHANICAL PROPERTIES OF PET MATERIAL - LITERATURE
REVIEW
Paweł Wawrzyniak
Politechnika Gdańska
Wydział Mechaniczny
Katedra Mechaniki i Mechatroniki
ul. G. Narutowicza 11/12
80-233 Gdańsk
e-mail: [email protected]
Abstract: The article describes the influence of thee microstructure and environment conditions on
the mechanical properties of PET material. From the microscopic point of view, mechanical and
thermal properties of PET material have the biggest influence on orientation and crystallization
processes of material. From the macroscopic point of view mechanical properties can be described by
parameters derived from stress-strain mechanical answers (e.g. from viscosity testing and/or from
uniaxial and biaxial stretching tests). Macroscopic mechanical properties average the material
microstructure answer to the external force. The article describes the mechanical properties of PET
taking into account the influence of temperature, strain, strain rate, molecular weight and method of
deformation. The discussion was prepared on the basis of the collected literature data.
Keywords: SBM process, PET material, mechanical properties, uniaxial stretching, biaxial stretching.
zmian strukturalnych w tworzywie. Inaczej
ujmując im dłuższe łańcuchy PET (większa
lepkość wewnętrzna i masa cząsteczkowa) tym
tworzywo tworzy sztywniejszy materiał w fazie
amorficznej ponieważ są utrudnione przemieszczenia się łańcuchów względem siebie ale
równocześnie tym większe prawdopodobieństwo
zachodzenia
procesów
zmian
strukturalnych w tworzywie (krystalizowanie
się tworzywa jeszcze bardziej podnosi jego
sztywność).
Tworzywo PET można wytworzyć w bardzo
szerokim zakresie lepkości wewnętrznej:
według [1] 0,45-1,2 dl/g. W tabeli 1 podano
obszary wykorzystania tworzywa PET (lepkość
była badana dla postaci tworzywa otrzymanej w
procesie wytwarzania tworzywa PET, np.
granulat) w zależności od jego lepkości
wewnętrznej i masy cząsteczkowej.
Wprowadzenie
Jednym
z
najważniejszych
czynników
determinujących
własności
mechaniczne
tworzyw PET jest stopień zorientowania
molekularnego
oraz
skrystalizowania
tworzywa. Proces deformowania tworzywa jest
tym trudniejszy im większa długość łańcuchów
PET (im dłuższe łańcuchy tym większe
prawdopodobieństwo skłębień poszczególnych
łańcuchów a tym samym utrudnione
przemieszanie się łańcuchów względem siebie)
w danych temperaturach lub prędkościach
odkształcania. Jednak im większa masa
cząsteczkowa (a tym samym większa lepkość
wewnętrzna) tym większe prawdopodobieństwo
ułożenia się względem siebie łańcuchów (np. w
wyniku oddziaływania termicznego albo
odkształceniem) w taki sposób, że dochodzi do
Technical Issues 1/2015
54
WŁAŚCIWOŚCI MECHANICZNE TWORZYWA PET – PRZEGLĄD LITERATURY
Tabela 1. Wpływ lepkości wewnętrznej (a tym samym masy cząsteczkowej) na zastosowanie danego tworzywa
PET w postaci granulatu.
Zastosowanie
Włókna (np. odzieżowe)
Taśma magnetowidowa
Folie
(wytłaczanie folii,
termoformowanie)
Butelki na napoje
spożywcze (gazowane i
niegazowane)
wytwarzane metodą
ISBM
Oplot (kord) opony
przemysłowej
Sztywne elementy
wytłaczane (np.
kształtowniki)
Wagowo średnia
masa cząsteczkowa
M w [g/mol]
[4]
16 357-34 602
30 581
Liczbowo średnia
masa cząsteczkowa
M n [g/mol]
[5]
8000–20000
18000
30 581-38 794
18 000-25 000
0,70–0,78 butelki do wody
niegazowanej
0,78–0,85 butelki do napojów
gazowanych
38 794-52 347
25 000-30 000
0,85
52 347
30 000
0,85-1,05
52 347-72 530
30 000–38 000
Lepkość wewnętrzna
η [dl/g]
[1, 2, 3]
0,40-0,65
0,60
0,60-0,70 (folia wykorzystywana
w produkcji butelek metodą
EBM lub ESBM)
ISBM (ang. injection stretch blow molding process – proces rozdmuchiwania z jednoczesnym rozciąganiem preformy
uzyskanej metodą wtrysku),
EBM (ang. extrusion blow molding – proces rozdmuchiwania półfabrykatów wytwarzanych metodą wytłaczania),
ESBM (ang. extrusion stretch blow molding – proces rozdmuchiwania z jednoczesnym rozciąganiem półfabrykaty
wytwarzanego metodą wytłaczania)
mniejszej masie cząsteczkowej, a mianowicie
16 300 g/mol, w przeciwieństwie do wielkości
K i α podanych w [6] i dlatego to właśnie te
wartości zostały zastosowane w obliczeniach.
Stosunek M w do M n (przy czym M w ≥ M n )
nosi nazwę współczynnika polidyspersji
(charakteryzuje on w sposób przybliżony
rozkład mas cząsteczkowych w tworzywie) [7].
Z [7] wynika, że podanie tylko lepkości
wewnętrznej tworzywa wielkocząsteczkowego
nie
jest
wystarczającym
parametrem
określającym jego masę cząsteczkową. Jednak
dla uproszczenia analizy można zaniedbać
ewentualne błędy wynikające, np. z używania
różnych rozpuszczalników.
Z pracy [9], wynika, że najczęściej przeprowadzanymi eksperymentami w celu wyznaczenia
krótkookresowych
odpowiedzi
materiałów silnie elastycznych są jednoosiowe i
dwuosiowe testy rozciągania, testy inflacji
bąbla (bubble inflation tests) i zmodyfikowane
udarowe testy w czasie swobodnego spadania
(modified falling weight impact tests).
Lepkość istotna (I.V. ang. intrinsic viscosity)
jest wyznaczana jako stosunek lepkości rozpuszczalnika, oraz roztworu polimeru PET rozpuszczonego
w
tym
rozpuszczalniku.
Rozpuszczalnikiem w przypadku tworzywa
PET jest często mieszanina fenol/1,2dichlorobenzen (phenol/1,2dichlorobenzene) w
proporcji odpowiednio 3:2 w temperaturze
25°C [2].
Z zależności Marka-Houwinka (1) można
wyznaczyć wagowo średnią masę cząsteczkową
M w , znając lepkość właściwą oraz stałe α i K
[6] (zależność ta jest ekstrapolacją wyników
lepkości polimeru otrzymanych dla roztworu do
lepkości nierozpuszczonego polimeru [7]):
 
 Mw /K
(1)
Dla tworzywa PET α = 0,73, K = 0,0372 ml/g
[1] lub K = 7,44·10-4 dl/g, α = 0,648 w temperaturze 25°C [6].
Wielkości K i α podawane przez [1] dają w
wyniku wielkości zbyt małe M w od oczekiwanych, co paradoksalnie potwierdza sam autor
w [1] twierdząc, że masa cząsteczkowa
tworzywa PET występuje w zakresie 30 000–
80 000 g/mol. W [8] opisano przeprowadzone
badania na tworzywie PET o znacznie
 K Mw
55
Paweł Wawrzyniak
Mówiąc w skrócie, w produkcji np. butelek
PET dąży do tego, aby kryształy obszarów skry
stali-zowanych miały jak najmniejsze rozmiary,
czyli dąży się do osiągnięcia drobnoziarnistej
krystaliczności [1] (jednak nie w wyniku rozbicia dużych krystalitów na mniejsze, ale w wyniku utworzenia bardzo dużej liczby zarodków
krystalizacji), dlatego, że dla tak skrystalizowanego tworzywa utrata przezroczystości
następuje dla największego stopnia skrystalizowania a więc osiąga się najlepsze własności
mechaniczne bez utraty aspektów estetycznych
(przezroczystości) [1]. Co więcej, duże obszary
krystaliczne charakteryzują się gorszą barierowością na gazy niż drobne obszary krystaliczne
[12].
W publikacji [13] zostało przytoczonych wiele
artykułów, na bazie których można udowodnić,
że wielkości mechaniczne takie jak, wytrzymałość na rozciąganie oraz wydłużenie przy
zerwaniu zależą wyłącznie od zorientowania
fazy amorficznej (stopień skrystalizowania nie
ma znaczenia). Co więcej istnieje wiele
dowodów na to, że zorientowanie struktur
krystalicznych (takie struktury krystaliczne
mają względnie uprzywilejowany wymiar lub
wymiary kształtu) silnie zależy od zorientowania fazy amorficznej. W pracy [14]
twierdzi się, że w przypadku krystalizowania
indukowanego zorientowaniem wywołanym
odkształceniem tworzywa PET zarodki
krystalizacji o trójskośnej strukturze PET silnie
oddziaływają z otaczającą je odkształconą
siecią łańcuchów, co powoduje, że procesy
relaksacji tych łańcuchów również wpływają na
zorientowanie zarodków krystalizacji. Autor
publikacji [13] twierdzi, że badania dokonane
na włóknach lub foliach PET mogą zostać
wykorzystane w sposób pośredni do przewidywania zachowania się tworzywa PET w
butelkach (ale nie jako aproksymacja ponieważ
jest zbyt dużo różnic pomiędzy odkształcaniem
eksperymentalnym włókien i folii a rzeczywistym preform – np. profil temperatury preformy jest znacznie bardziej złożony niż profil
temperatur badanych włókien czy foli). Z badań
tych wynika, że konformacje trans w obszarach
amorficznych świadczą o zorientowaniu
łańcuchów w tym obszarze w czasie odkształcania rozciąganiem i co więcej konformacje
trans pojawiają się w znacznej ilości dopiero
dla określonej wartości stosunku odkształcenia
(tzw. krytycznego stosunku odkształcenia,
natural draw ratio). Można to odnieść do
odkształcania tworzywa PET w czasie
Opis zagadnienia
Wpływ skrystalizowania i zorientowania
tworzywa PET na jego właściwości
mechaniczne w ujęciu ogólnym
Opisywane niżej badania mechanizmów związanych z krystalizowaniem lub orientowaniem
się tworzywa PET odnoszą się do tworzywa
PET o lepkości wewnętrznej wykorzystywanego w procesie wytłaczania folii lub
wtrysku (0,65-0,9 dl/g).
Proces orientowania silnie wiąże się z
ewentualnie następującym po nim procesem
krystalizacji [1, 10]. Orientowanie się tworzywa
sprzyja jego krystalizowaniu, ponieważ orientowanie się molekuł PET powoduje z reguły
zmianę układu przestrzennego cząsteczki PET
(np. w przypadku rozciągania próbki PET
molekuły PET, jeżeli są „pozwijane”, zostają
wyprostowywane) bez zrywania wiązań
chemicznych pomiędzy atomami w cząsteczce.
Zmiana układu przestrzennego cząsteczki jest
wywołana rotacją grup atomów względem
innych grup atomów, w wyniku czego powstaje
tzw. izomer konformacyjny. Rotacja ta jest
możliwa wyłącznie wokół wiązań pojedynczych i jest zablokowana w przypadku wiązań
wielokrotnych lub zbyt dużych rozmiarów grup
atomów (rotacja spowodowałaby nakładanie się
poszczególnych grup atomów na inne), czyli
tzw. zawada sferyczna.
Stwarza to problem, ponieważ w czasie
produkcji różnych wyrobów z tworzywa PET
(np. butelek) dąży się do jak największego stopnia zorientowania molekularnego przy ograniczonym stopniu skrystalizowania. Wynika to z
tego, że krystalizowanie tworzywa oprócz
pozytywnej cechy, jaką jest zwiększenie twardości i wytrzymałości termicznej tworzywa
niesie ze sobą dużą wadę a mianowicie dla zbyt
dużego stopnia skrystalizowania możliwość
utraty przezroczystości butelek na rzecz mlecznobiałego koloru. Rozpraszanie świtała przez
sferolity (kolor mleczno biały) w polimerze
semikrystlicznym wywołane jest tym, że
sferolity mają inną gęstość niż faza amorficzna,
a więc i inny współczynnik załamania światła
niż otaczający je bezpostaciowy polimer, a co
więcej rozmiar sferolitów odpowiada długości
fali promieniowania, zwłaszcza w zakresie nadfioletu. Im większe są sferolity tym jest większa
nieprzezroczystość [11]. W przypadku cienkich
folii wielkość sferolitów jest jednak ograniczona, wskutek czego krystaliczne cienkie folie
mogą być całkowicie przezroczyste [11].
56
rozdmuchu butelek ponieważ po przekroczeniu
tego
krytycznego
stosunku,
zwanego
parametrem SHP (strain-hardening parameter)
[15], zaczyna wyraźnie wzrastać sztywność
tworzywa, co schematycznie przedstawiono na
rys. 1. Z wykresu wynika, że SHP występuje
dla stosunku wydłużenia 3,5:1 w czasie
jednoosiowego rozciągania (odkształ-cenie ok.
250% długości początkowej).
Rys. 1. Schematycznie przedstawiona zależność pomiędzy stosunkiem odkształcenia a naprężeniem panującym
w tworzywie (proporcjonalnym do obciążenia wymaganego do dalszego odkształcenia) w czasie jednoosiowego
rozciągania próbki tworzywa PET przeznaczonego do procesu ISBM [15].
Wartość SHP może być określona z punktu
przecięcia dwóch linii, jednej stycznej do
obszaru płaskowyżowego (ang. plateau) a
drugiej stycznej do obszaru wzrostu na krzywej
deformacji, która wyraża się w kategoriach
stosunku rozciągnięcia (wydłużenia) [16].
Pokazano to na rys. 2 dla przypadku rozciągania dwuosiowego, w którym to przypadku
wartość SHP jest niższa niż w przypadku jednoosiowego rozciągania i wynosi ok. 2,5:1 [16].
Jak wynika z [16], wartość SHP jest odwrotnie
proporcjonalnie skorelowana z modułami rozciągania jak i wytrzymałością na rozciąganie
(im wyższe naprężenie przy zerwaniu, czyli
wytrzymałość, tym niższa wartość SHP). Wiąże
się to bezpośrednio z temperaturą oraz prędkością rozciągania i dla niższych temperatur
(wyższych uzyskiwanych naprężeń przy zerwaniu) lub wyższych prędkości rozciągania
(większe wartości modułów rozciągania)
wartość SHP maleje [16]. Na rys. 2 ukazano
również wpływ dodatku nanowłókien na
zachowanie mechaniczne takich kompozytów
(NC), z których wynika, że dodatek nano-
włókien powoduje zmniejszenie wartość SHP w
porównaniu z czystym tworzywem PET o
lepkości właściwej 0,74 dl/g [16]. Problem ten
nie będzie poruszany w dalszej części
opracowania.
W czasie analizowania krzywych odpowiedzi
mechanicznej materiałów wielkocząsteczkowych również wykorzystywane są parametry
stosowane w analizie krzywych odpowiedzi
mechanicznej materiałów małocząsteczkowych.
Tymi parametrami są m.in. różne moduły
sprężystości (np. moduł Younga, współczynnik
Poissona), różne charakterystyczne naprężenia
(np. granica plastyczności, granica wytrzymałości) i różne charakterystyczne (z reguły
odpowiadające charakterystycznym naprężeniom) wartości odkształceń (np. odkształcenie
przy zerwaniu). Czasami jednak modyfikuje się
poszczególne parametr tworzy małocząsteczkowych, aby lepiej odpowiadały statystycznej
naturze materiałów makrocząsteczkowych.
Szczegółowy opis poszczególnych parametrów
można znaleźć np. w [11, 17].
57
Paweł Wawrzyniak
Rys. 2. Sposób wyznaczania wartości SHP oraz wpływ temperatury 95°C (PET951BS) i 102°C (PET1021BS) w
czasie równomiernego dwuosiowego rozciągania (1BS) na wartość parametru SHP dla przypadku rozciągania z
prędkością 1/s [16].
(szczególnie krzywej prawdziwe naprężenie –
odkształcenie, ang. true stress – strain curve),
ponieważ kształt ten zależy od przyjętego
modelu obliczania naprężenia. Nigdy nie jest
wiadomo, czy zaakceptowany model obliczania
naprężenia poprawnie odwzorowuje Zachowanie się tworzywa. Dlatego dobra korelacja
między wynikami modelu matematycznego
(kształt krzywej naprężenie – odkształcenie
uzyskany z modelu) a kształtem krzywej
naprężenie – odkształcenie uzyskanym z
laboratorium nie może być przyjęte jako
ostateczne kryterium poprawności modelu
matematycznego. Kryterium te powinno być
oparte na właściwościach próbki, które mogą
być mierzone (np. zmiana wymiarów próbki lub
siła rozciągająca).
Wpływ skrystalizowania i zorientowania
tworzywa PET na jego właściwości
mechaniczne w ujęciu dokładnym ze
szczególnym uwzględnieniem deformacji w
procesie SBM
W procesie SBM występuje multiosiowy typ
odkształcenia, co jest bardzo trudne do laboratoryjnego zamodelowania. Dlatego wszystkie
laboratoryjne badania mechanicznych odpowiedzi z reguły są wykonane w jednoosiowym
lub
dwuosiowym
stanie
odkształcania
rozciąganiem. Jednoosiowe odpowiedzi PET są
łatwiejsze do przeprowadzenia w laboratorium
niż dwuosiowe, ale dwuosiowe odpowiedzi są
bliższe do tych, które występują w procesie
SBM.
Badanie właściwości mechanicznych i opis ich
na gruncie mikrostruktury ma na celu
zbudowanie modelu matematycznego ujmującego właśnie odpowiedź mechaniczną ze
względu na mikrostrukturę. Najnowsze modele
matematyczne pokazują względnie dobrą
korelację z izotermicznie jednoosiową krzywą
naprężenie – odkształcenie, ale podczas modelowania procesu SBM, dają znacznie gorsze
wyniki. Powodem jest to, że materiał PET ma
strukturę wielkocząsteczkowe, w którym w
procesie SBM występuje proces orientacji
tworzywa i/lub zmiany fazy w wyniku
termicznej
krystalizacji
i
krystalizacji
indukowanej odkształceniem o wiele bardziej
złożony niż w przypadku jednoosiowego
rozciągania.
Co więcej jest również problem w tworzeniu
krzywej
naprężenie
–
odkształcenie
Dane eksperymentalne odpowiedzi
mechanicznej tworzywa PET na odkształcenie
Kształt krzywej naprężenia - odkształcenie dla
PET jest silnie związane z prędkością
odkształcania, temperaturą i masą cząsteczkową
tworzywa [3]. Aby odpowiednio uchwycić
mechaniczne zachowanie PET w procesie
SBM, istotne jest wykonać bardzo szybkie
odkształcenia w dwuosiowym rozciąganiu.
Doprowadziło to do rozwoju wyspecjalizowanych stanowisk badawczych w kilku
instytucjach naukowych [3].
Jak już zostało napisane, aby móc sporządzić
odpowiedź tworzywa na odkształcenie w
postaci wykresu naprężenie – odkształcenie
należy przyjąć model obliczania naprężenia
wywołanego odkształceniem. W większości
58
artykułów nie jest opisany model obliczania
naprężeń wywołanych odkształceniem, ale
najprawdopodobniej we wszystkich artykułach
wykorzystuje się sposób Cauchy’ego obliczania
rzeczywistych naprężeń wywołanych odkształceniem na bazie wartości siły rozciągającej. W
zależności od sposobu odkształcania rzeczywiste naprężenie w próbce można obliczyć
jako:
- naprężenie Cauchy’ego (zredukowane naprężenie metodą Cauchy’ego) w czasie jednoosiowego rozciągania tworzywa nieściśliwego:
F F
 UT  
(1)
S
S0

L
L L0  L

 1
L0
L0
L0
działające na odpowiadającym im
prostopadłych względem siebie osiach
równomiernego rozciągania są sobie
równe F1  F2  F czyli zakładając, że
materiał jest izotropowy;
 - odkształcenie próbki (   1   ),
 - nominalne odkształcenie próbki.
Powyższe równania są wyprowadzone dla
założenia nieściśliwości tworzywa. Jednak
współczynnik Poissona dla naturalnego
kauczuku wynosi 0,49 natomiast dla Amorficznego PET 0,43 (teoretyczna nieściśliwość
jest określana przez współczynnik Poissona o
wartości 0,5). Co więcej, współczynnik
Poissona, np. dla iPP spada w miarę wzrosty
stopnia skrystalizowania i dla wzrostu
prędkości odkształcania [19], czyli zmienia się
w miarę zmiany parametrów odkształcania.
Najprawdopodobniej również podobne relacje
są prawdziwe w przypadku PET ale nie
znaleziono źródeł potwierdzających tą tezę.
Większość
symulacji
komputerowych
opisujących mechaniczne zachowanie się PET
opiera się na założeniu, że PET jest nieściśliwy
w każdych warunkach odkształcania co
najprawdopodobniej jest błędnym założeniem.
Dlatego przyjęte modele obliczania naprężeń są
obarczone błędem. Wykracza to jednak poza
zakres tematyczny tego opracowania i
zagadnienie to nie będzie omawiane.
Dodatkowo sam proces przygotowania próbki
może być powodem wystąpienia w tej próbce
naprężeń własnych. Aby nie komplikować
modelu
obliczeniowego
naprężeń
od
odkształcenia zakłada się, że na samym
początku odkształcania materiał próbki jest
pozbawiony naprężeń własnych od, np. procesu
wtrysku, co jest nieprawdą, ponieważ po
wtrysku zawsze w tworzywie wystąpią jakieś
naprężenia własne i są one głównie wywołane
skrystalizowaniem tworzywa [20]. Jeżeli
natomiast wypraska nie jest skrystalizowana
(jest w pełni amorficzna) to przyjmuje się, że
naprężenia te można pominąć.
(2)
gdzie:
 UT – naprężenie Cauchy’ego dla
przypadku naprężenia jednoosiowego,
S0 - początkowa powierzchnia przekroju
poprzecznego próbki,
F - wartość siły rozciągającej,
L0 - początkowa długość próbki,
L - mierzona długość próbki,
L - bezwzględne wydłużenie próbki,
L / L0 - względne wydłużenie próbki,
 - wydłużenie, odkształcenie próbki
(   1   ,  - nominalne odkształcenie
próbki);
- naprężenie Cauchy’ego (zredukowane naprężenie metodą Cauchy’ego) w czasie dwuosiowego (odkształcenia na obu osiach są
jednakowe w tym samym czasie) rozciągania
(rys. 4 - przypadek pierwszy) tworzywa
nieściśliwego:
F
2 F
 BT  
(3)
S
e L
F  F12  F22

gdzie:
L L0  L

L0
L0
(4)
(5)
 BT - naprężenie Cauchy’ego dla
przypadku naprężenia dwuosiowego w
czasie równomiernego dwuosiowego
rozciągania;
e – aktualna grubość próbki,
L – mierzona długość charakterystyczna
jako przekątna próbki kwadratowej [18],
F - siła rozciągająca - wzór powyższy jest
słuszny tylko wtedy kiedy siły F1 i F2
Krzywe odpowiedzi tworzywa PET w czasie
jednoosiowego rozciągania
Liczba Poissona dla amorficznego tworzywa
PET wynosi od 0,37 do 0,44, której wartość
najprawdopodobniej zależy masy cząsteczkowej i rośnie wraz ze wzrostem masy
cząsteczkowej. Właściwości mechaniczne i
termiczne amorficznego tworzywa PET w
temperaturze pokojowej są podane w tabeli 2.
59
Paweł Wawrzyniak
Tabela 2. Właściwości mechaniczne i termiczne amorficznego tworzywa PET w temperaturze pokojowej.
Tg
Tp
E
G
K
υ
Rr
r
U
Uk
[°C]
[°C]
[GPa]
[GPa]
[GPa]
-
[MPa]
[%]
[kJ/m²]
[kJ/m²]
75
250
3,1
1,15
3,4
0,35
47
175
b.p.
4
Tg - temperatura zeszklenia,
Tp – temperatura płynięcia (topnienia),
E - moduł sprężystości podłużnej (Yoinga),
G - moduł sprężystości postaciowej (Kirchoffa),
K - moduł sprężystości objętościowej (Helmholtza),
υ – liczba Poissona,
Rr - wytrzymałość na rozciąganie (granica wytrzymałości),
 r - wydłużenie przy zerwaniu,
U - udarność,
Uk - udarność z karbem,
b.p. - bez przełomu.
Z badań jednoosiowego rozciągania można
wyznaczyć wiele wielkości mechanicznych
określających tworzywo. Właściwości mechaniczne tworzywa PET w temperaturze poko-
jowej 23°C przeznaczonego do produkcji
butelek (najprawdopodobniej chodzi o tworzywo PET w postaci preformy o amorficznej
strukturze) zostały przedstawione w tabeli 3.
Tabela 3. Właściwości mechaniczne amorficznego tworzywa PET w temperaturze pokojowej 23°C
przeznaczonego do produkcji butelek.
Wielkość mechaniczna
Moduł Younga (Moduł sprężystości podłużnej)
Moduł Kirchhoffa (Moduł sprężystości poprzecznej, moduł sprężystości
postaciowej)
Granica wytrzymałości (wytrzymałość na rozciąganie)
Wydłużenie przy zerwaniu
Wytrzymałość na zginanie
W pracy [21] opisano właściwości mechaniczne
filmów (folii) z PET o wymiarach
5x0,5x22 mm (szerokośćxgrubośćxdługość) w
temperaturze 25°C i wilgotności względnej 55-
Wartość
3100 MPa (3,1 GPa)
750-2000 MPa
70 MPa
130%
120 MPa
60%. Prędkość deformacji była stała i wynosiła
10 mm/min). Folie były produkowane metodą
wtrysku. W tabeli 4 zostały przedstawione
główne właściwości mechaniczne PET.
Tabela 4. Właściwości mechaniczne folii PET wytworzonej metodą wtrysku [21].
Moduł Younga
Granica
plastyczności
[MPa]
610
[MPa]
61
Wydłużenie
przy granicy
plastyczności
[%]
10
Na rys. 3 została przedstawiona charakterystyka
naprężenie-wydłużenie opisanej wyżej próbki
semikrystalicznego PET (nie wiadomo jaki
procent skrystalizowania). Z rys. 3 wynika, że
Granica
wytrzymałości
(zerwania)
[MPa]
45
Wydłużenie
przy zerwaniu
[%]
335
tworzywo PET wykazuje widoczne wyraźną
granicę sprężystości oraz efekt tworzenia się
szyjki, w wyniku czego po zastosowaniu
najprawdopodobniej
modelu
Cauchy’ego
60
polikrystalicznych małocząsteckzowych takich
jak np. stal ponieważ umocniona szyjka
występująca w polimerach ma wyższą granice
wytrzymałości niż potrzeba na uformowanie
kolejnej szyjki w materiale graniczącym z
szyjką umocnioną (dlatego to nie szyjka się
odkształca ale pozostała amorficzna cześć
próbki polimerowej przechodząc do postaci
szyjki).
W tabeli 5 przedstawiono charakterystykę z rys.
3 w sposób liczbowy wraz z podziałem krzywej
na charakterystyczne zakresy wynikające z
kształtu tej krzywej.
obliczania
naprężeń
pomimo
wzrostu
odkształcenia spada naprężenie. Po umocnieniu
się szyjki w danym miejscu następuje
postępujące
wydłużenie
na
skutek
„wędrowania”
brzegów
szyjki
(obszar
szykowania powiększa się na długości próbki).
Kiedy cała próbka zwęzi się do rozmiarów
szyjki, w przypadku tworzywa PET następuje
zerwanie próbki. Praktycznie nie jest
dostrzegalny efekt umacniania się tworzywa w
temperaturach znacznie poniżej temperatury
zeszklenia (brak możliwości zmian fazowych
tworzywa) jaki występuje w materiałach
Rys. 3. Charakterystyka mechaniczna PET w temperaturze 25°C i prędkości odkształcenia
na poziomie 10 mm/s [21].
Tabela 5. Właściwości mechaniczne folii PET wytworzonej metodą wtrysku.
Wydłużenie względne
L.p.
l / l0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
[%]
10
15
21
34
57
117
192
267
335
Naprężenie
[MPa]
61
48
45,2
43,8
43
43,5
44
44,5
45
61
Charakterystyczne zakresy wynikające
z kształtu krzywej
Zakres proporcjonalności
Tworzenie szyjki
Plastyczne płynięcie
Zerwanie próbki
Paweł Wawrzyniak
ile było to możliwe, od 50 mm do 200 mm
(odkształcenie λ = 4).
Z przytaczanej pracy [22] wynika, że moduł
Younga wzrasta proporcjonalnie wraz ze
wzrostem stopnia skrystalizowania jednakże
zgodnie z pracą [24] zależność ta nie jest taka
prosta. Jednakże badania opisane w [24] miały
inny charakter niż w [22], co świadczy o silnej
korelacji między rodzajem odkształcania a
procesami orientowania i krystalizowania się
próbki. Wyniki badań właściwości mechanicznych opisanych w [24] na różnie
skrystalizowanych walcowych próbkach PET o
masie cząsteczkowej średnio masowej ( M w )
równej 52 000g/mol w czasie jednoosiowego
ściskania tych próbek (ze stałą logarytmiczną
prędkością deformacji log ( )  0,01 / s ) w
temperaturze pokojowej.
Z pracy [18] wynika, że im większa temperatura przy stałej prędkości rozciągania, tym
niższe naprężenia dla odpowiadających sobie
odkształceniom (inaczej mówiąc tym łatwiej
odkształcić próbkę). Prędkość deformacji
powoduje (w ogólnym przypadku) szybszy
wzrost naprężenia ale ma mały wpływ na
zmiany wartości naprężeń dla odpowiadających
sobie odkształceniom w temperaturach powyżej
temperatury zeszklenia. Z przytaczanej pracy
[18] wynika również, że w temperaturach
powyżej temperatury zeszklenia praktycznie nie
występuje zakres proporcjonalny i zjawisko
szyjkowania zachodzi od razu po przyłożeniu
obciążenia. Zakres proporcjonalny można
zaobserwować dla prędkości odkształcenia 100
mm/s) wynika więc z tego, że dla bardzo
dużych prędkości deformacji przemieszczanie
się włókien polimerowych nie jest w stanie
nadążyć za deformacją. Z pracy [18] wynika
ponadto, że wartość parametru SHP o wiele
bardziej zależy od temperatury niż od prędkości
odkształcania. Co więcej prędkość deformacji
ma tym mniejsze znaczenie na wartość
parametru SHP i wyższa jest temperatura
deformacji.
Również ważnymi właściwościami tworzywa
PET jest jego lepkość. Lepkość tworzywa jest
bardzo ważnym parametrem wykorzystywanym
do tworzenia modeli lepkosprężystych czyli
modeli zachowania się tworzywa w czasie
odkształcania. Z reguły modele te są wykorzystywane dla stałej temperatury ale możliwe jest
również wykorzystanie ich do modelowania
tworzywa w warunkach nieizotermicznych. W
przypadku polimerów z reguły temperatura jest
Bardzo często można znaleźć właściwości
tworzywa PET w pracach opisujących
obliczenia numeryczne procesu rozumuchiwania butelek PET. Jedną z takich prac jest
[22], w której zostały opisane charakterystyki
mechaniczne zmian krystaliczności i naprężenia
w zależności od wydłużenia próbki PET w
czasie jednoosiowego rozciągania w temperaturze 90°C (powyżej temperatury zeszklenia).
Badana była amorficzna (krystaliczność
mniejsza niż 2%) próbka PET o wymiarach
10x4x30 mm (szerokość x grubość x długość)
otrzymana w procesie wtrysku. Artykuł podaje,
że granulat wykorzystany do wytworzenia
próbki miał lepkość wewnętrzną 70 dl/g ale
musi to być błąd i powinno być raczej 0,70 dl/g.
Z przeprowadzonych badań wynika, że proces
krystalizacji zależy najbardziej od wydłużenia a
inne czynniki (w tym prędkość deformacji)
można pominąć. Im większe wydłużenie tym
większe skrystalizowanie próbki a tym samym
większa sztywność i wytrzymałość tworzywa
po schłodzeniu poniżej temperatury zeszklenia
(tym wytrzymalsze butelki). Jednak powyżej
pewnej wartości skrystalizowania (ok. 40%
[23]) tworzywo PET traci swoją przeorzczystość i staje się mlecznobiałe.
W pracy [22] opisano zmianę stopnia
skrystalizowania tworzywa PET w miarę
wzrostu odkształcenia, gdzie stopień skrystalizowania był badany ex situ, czyli po
odkształceniu i schłodzeniu do temperatury
pokojowej (mogło to wprowadzić pewne błędy)
oraz zmiany skrystalizowania i naprężenia
Cauchy’ego w zależności od zmiany logarytmu
dziesiętnego odkształcenia dla trzech różnych
prędkości odkształcenia (10 mm/s, 33 mm/s, 66
mm/s, tj. 0,33/s, 1,1/s, 2,2/s) oraz zmianę
modułu Younga w zależności od stopnia
krystaliczności PET.
Z pracy [18] można zdobyć informację o
krzywej rozciągania dla tworzywa PET w
czasie rozciągania jednoosiowego (liniowego)
oraz dwuosiowego (płaszczyznowego) dla
przypadku początkowo amorficznych próbek
otrzymanych w procesie wtrysku oraz
podgrzanych do temperatur nieco powyżej
temperatur zeszklenia i różnych prędkości
odkształceń. W artykule tym przedstawiono
wyniki eksperymentalne oraz charakterystyki
naprężenie rzeczywiste - odkształcenie dla
jednoosiowego rozciągania paska PET o
wymiarach 10x4x50mm (szerokość x grubość x
długość) dla różnych temperatur i prędkości
odkształceń. Każda próbka była rozciągana, o
62
lepkość maleje, rośnie lepkość pozorna (płyn
pseudoplastyczny). A co więcej, zmiana
lepkości pozornej w zależności od prędkości
deformacji w skali logarytmicznej może być
przybliżona zależnością liniową.
wyższa niż temperatura zeszklenia ale zjawiska
lepkościowe również występują w temperaturze
niższej (tj. pełzanie i relaksacja naprężeń) i
modele lepkościowe również można wykorzystać i dla tych warunków. Problem jest w
tym, że aby model taki był słuszny dla każdej
temperatury i prędkości deformacji należy znać
zachowanie się lepkości tworzywa dla różnych
temperatur i prędkości deformacji.
W pracy [18] omówiono ponadto zmiany
lepkości pozornej dla trzech różnych próbek,
badanych przy różnych prędkościach wzrostu
naprężenia (prędkość wzrostu naprężenia jest
tym samym co prędkość deformacji czyli 15, 30
i 100 mm/s) w temperaturze 90°C. Najważniejszymi czynnikami wpływającymi na lepkość
jest temperatura oraz prędkość deformacji [18],
jednak wpływu innych czynników nie można
zaniedbać ale z [18] wynika, że nie można
jednoznacznie określić lepkości znając tylko
temperaturę i prędkość deformacji ponieważ
zjawiska lepkościowe w tworzywie PET są
bardzo skomplikowane i zależą od temperatury,
prędkości deformacji, stopnia krystalizacji,
deformacji, orientacji i wielu innych lecz mniej
ważnych czynników.
Z przytaczanej pracy [18] wynika, że dla stałej
prędkości odkształcania w miarę deformacji
Właściwości mechaniczne tworzywa PET w
czasie jednoosiowego z bocznym
ograniczeniem skurczu (bez wyraźnej zmiany
wymiarów poprzecznych) i dwuosiowego
rozciągania
Aby wyniki badań były bardziej zbliżone do
procesów zachodzących w czasie rozumuchiwania w [18] przeprowadza się badania dla
przypadku naprężenia dwuosiowego (dwuosiowy stan naprężeń). Badania były robione na
płaskiej próbce o kształcie strefy nagrzewania i
rozciągania zbliżoną do kwadratu i wymiarach
50x4x50mm (szerokość x grubość x długość).
Początkowa struktura płata była amorficzna.
Próbka była rozciągana w dwóch prostopadłych
do siebie kierunkach, przy czym odkształcenia i
prędkości odkształcania wywoływane przez
maszynę w obu prostopadłych do siebie
kierunkach były równe co do wartości [18]
(odkształcenie analogiczne do EB pokazano na
rys. 4).
Rys. 4. Schematycznie pokazane różne tryby odkształceń użyte w badaniach Menary’ego [3].
Z [18] wynika, że kształt krzywej naprężenie –
odkształcenie uzyskane z dwuosiowego
rozciągania są podobne do uzyskanych z
jednoosiowego rozciągania. Jednak naprężenia
dla odpowiadających sobie odkształceń są
niższe w przypadku dwuosiowego rozciągania
aniżeli w jednoosiowym. Może to wynikać z
przyjętego modelu obliczania naprężeń
63
Paweł Wawrzyniak
eksperymentach Menary’ego można znaleźć w
publikacjach [3, 9].
Z pracy [3] wynika, że podczas odkształcania
jednoosiowego (CV), dwuosiowego (EB) i
sekwencyjnego dwuosiowego (SQ) materiału
PET krzywa rzeczywiste naprężenie – nominalne odkształcenie jest bardzo nieliniowa.
Wynika również, że parametr SHP jest niższy
dla dwuosiowego (średnio ok. 1,7) rozciągania
niż dla jednoosiowego (średnio ok. 2).
Ze wzrostem prędkości odkształcania, po
przekroczeniu parametru SHP gradient wzrostu
naprężenia (względem odkształcenia) zmniejsza
się. Dla względnie niskiej prędkości odkształcania (1/s) i wysokiej temperatury (110°C) nie
jest obserwowalny parametr SHP. Dla
względnie wysokiej prędkości odkształcania
(16/s) i niskiej temperatury (90°C) jest
wyraźnie obserwowalny parametr SHP. Dla
względnie niskich temperatur (90°C) i bardzo
dużej prędkości deformacji (32/s) dochodzi do
dziwnego zachowania się materiału wielkocząsteczkowego PET co według [25] jest
tłumaczone przemieszczeniem się względem
siebie całych splątań łańcuchów (90°C jest to
zbyt niska temperatura aby dla prędkości
odkształcania o wartości 32/s łańcuchy mogły
wysunąć się ze splątań) w wyniku czego
materiał taki zachowuje się jak płyn lepki z
rozpuszczonymi w sobie cząstkami stałymi
(obszary splątań). Oczywiście obszary splątań
są między sobą połączone łańcuchami a więc
naprężenie nie jest stałe dla stałej prędkości
odkształcania jak to by miało miejsce w płynie
pseudoplastycznym. Co więcej dla tych samym
prędkości odkształcenia i temperatury parametr
SHP ma niższą wartość w czasie deformacji EB
niż w czasie deformacji typu CV co jest
powodowane
szybszym
porządkującym
(układaniem makrocząsteczek względem siebie
w
sposób
uporządkowany)
działaniem
odkształcenia w przypadku EB.
Dla kombinacji pośrednich wartości temperatury i prędkości odkształcania występuje już
parametr SHP a gradient wzrostu naprężenia po
przekroczeniu parametru SHP jest albo niższy
albo wyższy. Parametr SHP wynika z
międzyatomowych i międzycząsteczkowych
(jak i między monomerowych) korelacji. Ściślej
rzecz ujmując parametr SHP jest skutkiem,
zachodzących w czasie odkształcania (w
szczególności rozciągania), zmian fazowych
fazy amorficznej wywołanej orientowaniem się
łańcuchów (faza amorficzna niezorientowana
zmienia się do fazy amorficznej zorientowanej
rzeczywistych albo z przyjętej charakterystycznej długości pomiarowej (dla jednoosiowego była to długość próbki a dla
dwuosiowego była to przekątna próbki). Co
więcej wartość parametru SHP jest niższa w
przypadku dwuosiowego rozciągania aniżeli
dwuosiowego.
Aby móc dojść do dokładniejszych wniosków
dokonano bardziej szczegółowych badań dla
odpowiedzi próbki z PET w czasie badań
odpowiedzi
w
wyniku
dwuosiowego
rozciągania w różnych trybach (rys. 3)
przeprowadzonych przez Menary’ego [3].
Podstawowe założenia Menary w przyjętym
modelu obliczeniowym prawdziwych naprężeń
jest to, że materiał PET jest nieściśliwej i
proces krystalizacji występuje po deformacji.
Doświadczenia zostały wykonane na początkowo amorficznych kwadratowych próbkach
75mmx75mm i o grubości 1,2 mm wytworzonych w procesie wtrysku. Próbki były
wykonane z trzech różnych odmian PET
wykorzystywanych do produkcji butelek w
procesie ISBM (TF9, P78, P82, gdzie TF9 ma
najniższą a P82 najwyższą masę cząsteczkową).
Po przygotowaniu próbki były następnie
montowane do mechanizmu nożycowego i
ogrzewane za pomocą dwóch grzejników
konwekcyjnych, jednym powyżej, a drugim
poniżej próbki. Próbka była podgrzewana przez
3min w wymaganej temperaturze badania, a po
tym czasie uchwyty (napędzane przez
serwomotory) mechanizmu rozciągającego
rozzuwały się odpowiednio rozciągając próbkę.
Podczas rozciągania siła potrzebna do
rozciągnięcia próbki była rejestrowana względem przemieszczenia, co następnie posłużyło
do wykonania krzywej prawdziwe naprężenie nominalne odkształcenie. Dwuosiowe rozciąganie próbki zostało wykonane w trzech
różnych trybach, EB (dwuosiowe jednoczesne i
równe co do odkształcenia), CW (jednoosiowe
o niezmiennej szerokości, z bocznym ograniczeniem przemieszczania się – bez skurczu
poprzecznego) i SQ (dwuosiowe sekwencyjne i
równe co do ostatecznego odkształcenia), które
są pokazane na rys. 4. Dodatkowo zbadano
przyrost temperatury rozciąga naje próbki wzrost temperatury był mierzony jako różnica
temperatury końcowej dla nominalnego
odkształćcenia 3 (stosunku odkształcenia 4) i
temperatury początkowej. Temperatura próbki
była
mierzona
za
pomocą
kamery
termowizyjnej. Więcej szczegółów na temat
przyjętego
modelu
obliczeniowego
w
64
początkową, masę cząsteczkową. Jest to bardzo
złożone zagadnienie i wykracza poza zakres
tego opracowania.
Dla niskiej prędkości odkształcania temperatura
początkowa ma bardzo duży wpływ na adiabatyczny wzrost temperatury w czasie
odkształcania a dla dużych prędkości
deformacji temperatura początkowa nie ma
praktycznie wpływu na wzrost tej temperatury.
Wynika z tego, że dla bardzo dużych prędkości
deformacji mają tylko jedną naturę a mianowicie wzrost temperatury jest spowodowany
tylko od ciepła pochodzącego od pracy sił tarcia
wewnętrznego (proces krystalizacji w czasie
szybkiego odkształcania nie zachodzi). W [3]
opisany został również adiabatyczny wzrost
temperatury dla odkształcania typu CV ale
najprawdopodobniej
również
powyższe
termiczne zachowanie będzie analogiczne dla
odkształcenia typu EB.
Dla deformacji EB i deformacji CW wynika, że
im wyższa masa cząsteczkowa tworzywa tym
większy gradient wzrostu naprężenia po przekroczeniu parametru SHP przy czym wartość
parametru SHP praktycznie nie zmienia się. Jest
to spowodowane przez splątania łańcuchów,
których liczba i uwikłanie splątań łańcuchów ze
wzrostem masy cząsteczkowej polimeru.
Bardzo ciekawy efekt wiąże się z odkształcaniem SQ. Wartość końcowego nominalnego
odkształcenia uzyskanego w pierwszej fazie
deformacji typu SQ ma bardzo duży wpływ na
odpowiedź tworzywa (kształt krzywej rzeczywiste naprężenie – nominalne odkształcenie) w
drugiej fazie deformacji typu SQ. Jeżeli parametr SHP nie został osiągnięty w pierwszej
fazie deformacji to w drugiej fazie kształty
krzywych odpowiedzi są bardzo podobne
niezależnie od prędkości deformacji, temperatury czy masy cząsteczkowej. Jednak kształt
krzywej uzyskanej z drugiej fazy deformacji
jest znacząco inny niż kształt krzywej
odpowiedzi z pierwszej fazy. W drugiej fazie
naprężenie nie rośnie od zera (ale od jakiejś
niezerowej wartości) co jest spowodowane
dążeniem materiału w pierwszej fazie deformacji do poprzecznego skurczu na co nie
pozwalały boczne zaczepy (siła od tych bocznych zaczepów uniemożliwiających poprzeczny
skurcz została przeliczona w czasie rozpoczęcia
drugiej fazy deformacji na niezerową wartość
naprężenia). Co więcej, otrzymane wartości
naprężeń dla drugiej fazy deformacji są znacznie większe niż dla pierwszej (około 4-, 5krotnie) co jest spowodowane wprowadzeniem
wyniku czego rośnie powierzchnia oddziaływania między makrocząsteczkami – rośnie
oddziaływanie
van
der
Waalsa).
Te
mezofazowe zmiany prowadzą do formowania
się struktur nematycznych a dalej również
smektycznych, które mogą przekształcić się do
struktur krystalicznych w trakcie odkształcania
lub, dla dużych prędkości deformacji, dopiero
po zakończeniu odkształcania. Im wyższa
temperatura tym parametr SHP przesuwa się ku
większym wartościom odkształcenia oraz
gradient wzrostu naprężenia po przekroczeniu
parametru SHP jest niższy. Im wyższa prędkość
odkształcania tym parametr SHP przesuwa się
ku niższym wartościom odkształcenia oraz
gradient wzrostu naprężenia po przekroczeniu
parametru SHP jest wyższy. Wynika z tego, że
im niższa temperatura lub im wyższa prędkość
deformacji tym szybciej dochodzi do procesów
orientowania się tworzywa a tym samym
możliwe jest uzyskanie większego stopnia
przemian strukturalnych zachodzących w
tworzywie w tym skrystalizowania tworzywa.
Pokrywa się to z obserwacjami dokonanymi i
opisanymi w [26].
Im wyższa jest prędkość odkształcania i/lub im
niższa
jest
temperatura
początkowa
odkształcanej próbki tym większy wpływ
oddziaływania
międzycząsteczkowego
na
termiczne zachowanie tworzywa PET. Im
wyższe prędkości odkształcania tym więcej
energii jest przekształcanej nie do wykonania
pracy odkształcenia ale do adiabatycznego
ciepła. Im niższa temperatura początkowa tym
wyrazistszy wzrost temperatury od wydzielonego w czasie odkształcania ciepła
adiabatycznego. Podczas odkształcania ten
wzrost temperatury od adiabatycznego ciepła
zmienia właściwości mechaniczne tworzywa
(czasem nawet znacznie w ujęciu lokalnym) co
może wywołać zmianę położenia parametru
SHP oraz zmianę gradient wzrostu naprężenia
po przekroczeniu parametru SHP. Ciepło
adiabatyczne podnosi temperaturę próbki w
czasie odkształcania, ale również po
skończonym odkształcaniu co może wpływać
na efekty relaksacji naprężeń i krystalizacji w
czasie wygrzewania odkształconej próbki.
Wzrost temperatury może być również
wywołany zachodzącymi procesami krystalizacji tworzywa. Wpływ ciepła krystalizacji i
ciepła pochodzącego od pracy sił tarcia
wewnętrznego (międzycząsteczkowego) na
wzrost temperatury tworzywa jest różny ze
względu na prędkość deformacji, temperaturę
65
Paweł Wawrzyniak
tworzywa PET silnie wpływają na jego
właściwości mechaniczne. Procesy mikroskopowe determinują makroskopową odpowiedź
materiału w danych warunkach termicznych i
mechanicznych jednak są one tak bardzo
skomplikowane, że ujęcie ich zgrabnym modelem matematycznym jak na razie wydaje się
mało prawdopodobne.
Według pracy [27] polimery możemy
rozpatrywać względem modelu lepkosprężystego (co wymaga znajomości zmiany lepkości
od temperatury, szybkości odkształcenia i
innych czynników) lub względem modelu
plastycz-nego zachowania się polimerów (co
wymaga
znajomości
charakterystyk
mechanicznych w różnych temperaturach,
prędkości odkształceń i inny czynników). Są to
już problemy związane z matematycznym
modelowaniem tworzywa PET i wykraczają
poza zakres tego opraco-wania.
Materiały polimerowe amorficzne wykazują
izotropię właściwości mechanicznych (tak
samo jak stal wyżarzona) natomiast materiały
polimerowe o zorientowanym ułożeniu łańcuchów (materiały polimerowe zorientowane)
wykazują anizotropię właściwości mechanicznych. W uproszczeniu PET można traktować
jako nieściśliwe i dlatego w czasie modelowania procesu SBM PET traktuje się jako
nieściśliwy [28], chociaż najprawdopodobniej
jest to zbyt duże uproszczenie.
w pierwszej fazie naprężenia wewnętrznego a
tym samym wymuszenia odkształcenia
łańcuchów w wyniku czego w drugiej fazie o
wiele trudniejsze jest dalsze odkształcenie tych
łańcuchów w kierunku prostopadłym. Również
masa cząsteczkowa tworzywa wpływa na
kształt krzywej zarówno w pierwszej fazie jak i
w drugiej fazie deformacji podwyższając
generowane naprężenia da wyższych mas
cząsteczkowych (co wynika z tego, że jest
więcej splątań łańcuchów a do tego są one
bardziej uwikłane).
Jednak, jeżeli parametr SHP został osiągnięty i
przekroczony to w drugiej fazie odkształcania
typu SQ kształty krzywych odpowiedzi są inne
zależnie od końcowego nominalnego odkształcenia uzyskanego w pierwszej fazie. Im wyższe
końcowe nominalne odkształcenie w pierwszej
fazie tym szybszy wzrost naprężenia w drugiej
a tym większe wartości naprężeń. W tym
przypadku wzrost naprężenia jest większy (niż
w przypadku bez przekroczenia parametru SHP
w pierwszej fazie), ponieważ oprócz tego, że
łańcuchy są wstępnie naprężone (od
odkształcenia z pierwszej fazy) to dodatkowo
dochodzą efekty wynikające z procesów
orientowania się tworzywa.
Podsumowanie
Jak wynika z wyżej przeprowadzonej analizy
procesy orientowania i krystalizowania
Literatura
1. Awaja. F, Pavel. D., Recycling of PET, European Polymer Journal, 2005, 41, pp. 1453–1477.
2. Bashir, Z., Al-Aloush, I., Al-Raqibah, I., Ibrahim, M., Evaluation of Three Methods for the
Measurement of Crystallinity of PET Resins, Preforms, and Bottles, Polymer Engineering and
Science, 2000, 40, pp. 2442–2455.
3. Menary, G.H., Tan, C.W., Harkin-Jones, E.M.A., Armstrong, C.G., Martin, P.J., Biaxial
Deformation and Experimental Study of PET at Conditions Applicable to Stretch Blow Molding,
Polymer Engineering and Science, 2012, 52, pp. 671–688.
4. Fann, D.M., Huang, S.K., Lee, J.Y., DSC Studies on the Crystallization Characteristics of
Poly(Ethylene Terephthalate) for Blow Molding Applications, Polymer Engineering and Science,
1998, 38, pp. 265–273.
5. Oldak, E., Doktorat: Efekty masy cząsteczkowej w modelowaniu procesów formowania włókien ze
stopionego polimeru, PAN, Warszawa, 2005.
6. Torres, N., Robin, J.J., Boutevin, B., Study of thermal and mechanical properties of virgin and
recycled poly(ethylene terephthalate) before and after injection molding, European Polymer Journal,
2000, 36, pp. 2075-2080.
7. Łużny, W., Wstęp do nauki o polimerach. AGH, Uczelniane wydawnictwa naukowo-dydaktyczne,
Kraków, 1999.
66
8. Dong, W, Zhao, J., Li, C., Guo, M., Zhao, D., Fan, Q., Study of the amorphous phase in
semicrystalline poIy(ethyIene terephthalate) via dynamie mechanical thermal analysis, Polymer
Bulletin, 2002, 49, pp. 197-203.
9. Martin, P.J., Tan, C.W., Tshai, K.Y., McCool, R., Menary, G., Armstrong, C.G., Biaxial
characterisation of materials for thermoforming and blow molding, Plastics, rubber and composites,
2005, 34, pp. 276-282.
10. Dobrzański, L.A. Wprowadzenie do nauki o materiałach, Wydawnictwo Politechniki Śląskiej,
Gliwice, 2007.
11. Wyatt, O.H., Dew-Hughes, D., Wprowadzenie do inżynierii materiałowej. Metale, ceramika i
tworzywa sztuczne, WNT, Warszawa, 1978.
12. Hu, Y.S., Hiltner, A., Baer, E., Improving Oxygen Barrier Properties of Poly(ethylene
terephthalate) by Incorporating Isophthalate. II. Effect of Crystallization, Journal of Applied Polymer
Science, 2005, 98, pp. 1629–1642.
13. Boyd, T.J., Doktorat: Transient Crystallization of Poly(ethylene terephthalate) Bottles, The
University of Toledo, Toledo, 2004.
14. Mahendrasingam, A., Blundell, D.J., Martin, C., Fuller, W., MacKerron, D.H., Harvie, J.L.,
Oldman, R.J., Riekel, C., Influence of temperature and chain orientation on the crystallization of
poly(ethylene terephthalate) during fast drawing, Polymer, 2000, 41, pp. 7803–7814.
15. Tharmapuram, S.R., Jabarin, S.A., Processing Characteristics of PET/PEN Blends, Part 3:
Injection Molding and Free Blow Studie, Advances in Polymer Technology, 2003, 22, pp. 155–167.
16. Shen, Y., Harkin-Jones, E., Hornsby, P., McNally, Abu-Zurayk, R. The effect of temperature and
strain rate on the deformation behaviour, structure development and properties of biaxially stretched
PET-clay nanocomposites, Composites Science and Technology, 2011, 71, pp. 758-764.
17. Jastrzębski, Z.D., Własności tworzyw konstrukcyjnych, WNT, Warszawa, 1962.
18. Chevalier, L., Marco, Y., Identification of a strain induced crystallisation model for PET under
uni- and bi-axial loading: Influence of temperature dispersion, Mechanics of Materials, 2007, 39, pp.
596–609.
19. Nitta, K., Yamana, M., Rheology, 2012, Chapter 5: Poisson’s Ratio and Mechanical Nonlinearity
Under Tensile Deformation in Crystalline Polymers, http://cdn.intechopen.com/pdfs/30970/InTechPoisson_s_ratio_and_mechanical_nonlinearity_under_tensile_deformation_in_crystalline_polymers.p
df (access 5.01.2015).
20. Zawistowski, H., Podstawy teorii kształtowania właściwości wyrobów w procesie wtryskiwania
tworzyw termoplastycznych, Mechanik, 2008, 4, pp. 276 - 280.
21. Karayannidis, G.P., Sideridou, I.D., Zamboulis, D.N., Bikiaris, D.N., Sakalis, A.J., Thermal
Behavior and Tensile Properties of Poly(ethylene terephthalate-co-ethylene isophthalate), Journal of
Applied Polymer Science, 2000, 78, pp. 200–207.
22. Cosson, B., Chevalier, L., Régnier, G., Simulation of the stretch blow moulding process: from the
modelling of the microstructure evolution to the end-use elastic properties of polyethylene
terephthalate bottles, Int. J. Mater. Form., 2012, 5, pp. 39–53.
23. TES. sp. z.o.o. dane własne firmy, http://www.tes.com.pl/ (dostęp 5.01.2015).
24. Rastogi, R., Vellinga, W.P., Rastogi, S., Schick, C., Meijer, H.E.H., TheThree-Phase Structure and
Mechanical Properties of Poly(ethylene terephthalate), Inc. J. Polym. Sci. Part B: Polym Phys., 2004,
42, pp. 2092–2106.
25. Adams, A.M., Buckley, C.P., Jones, D.P., Biaxial hot drawing of poly(ethylene terephthalate):
measurements and modelling of strain-stiffening, Polymer, 2000, 41, pp. 771–786.
26. Salem, D.R., Development of crystalline order during hot-drawing of poly(ethylene terephthalate)
film: influence of strain rate, Polymer, 1992, 33, pp. 3182-3188.
27. Ward, I.M., Mechaniczne własności polimerów jako tworzyw konstrukcyjnych, PWN, Warszawa,
1975.
28. Schmidt, F.M., Agassant, J.F., Bellet, M., Experimental Study and Numerical Simulation of the
Injection Stretch/Blow Molding Process, Polymer Engineering and Science, 1998, 38, pp. 1399–1412.
67

mechanical properties of pet material - literature

Transkrypt

Podobne dokumenty

Generuj PDF - Kar-Ma

Polskiego Czerwonego Krzyża ETAP SZKOLNY – LISTOPAD 2013 r

Rejestracja na Spotkanie Odbiorców i Dostawców 12 Konferencji

Co to jest PET - Związek Gmin Zlewni Górnej Baryczy

(R)ewoluja butelki PET

SKIEROWANIE NA BADANIE PET/CT

HASBRO B1763 Littlest Pet Shop